CN1096330A - 用于荫罩的合金薄板 - Google Patents

用于荫罩的合金薄板 Download PDF

Info

Publication number
CN1096330A
CN1096330A CN 94103320 CN94103320A CN1096330A CN 1096330 A CN1096330 A CN 1096330A CN 94103320 CN94103320 CN 94103320 CN 94103320 A CN94103320 A CN 94103320A CN 1096330 A CN1096330 A CN 1096330A
Authority
CN
China
Prior art keywords
latten
crystal face
concentration class
face concentration
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN 94103320
Other languages
English (en)
Other versions
CN1035890C (zh
Inventor
井上正
鹤清
日朝道人
山内克久
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP5151351A external-priority patent/JPH06158229A/ja
Priority claimed from JP21871393A external-priority patent/JP3326897B2/ja
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN1096330A publication Critical patent/CN1096330A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1035890C publication Critical patent/CN1035890C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J29/00—Details of cathode-ray tubes or of electron-beam tubes of the types covered by group H01J31/00
    • H01J29/02—Electrodes; Screens; Mounting, supporting, spacing or insulating thereof
    • H01J29/06—Screens for shielding; Masks interposed in the electron stream
    • H01J29/07—Shadow masks for colour television tubes
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J2229/00—Details of cathode ray tubes or electron beam tubes
    • H01J2229/07—Shadow masks
    • H01J2229/0727—Aperture plate
    • H01J2229/0733—Aperture plate characterised by the material

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Electrodes For Cathode-Ray Tubes (AREA)

Abstract

一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本 上含有以下元素：34～38wt％的Ni、0.07wt％或更低 的Si、0.001wt％或更低的B、0.003wt％或更低的O、 0.002wt％或更低的N，其余是Fe和不可避免的杂 质。所述合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体 结晶粒度(Dav)、1～15的奥氏体结晶的最大粒度与 最小粒度之比(Dmax/Dmin)、165～220的维氏硬 度(Hv)，并满足关系式：10×Dav+80≥Hv≥10× Dav+50；和在所述合金薄板其表面上的各晶面聚集 度为规定值。

Description

本发明涉及一种用于荫罩的具有优良压制成形性的合金薄板。
关于高清晰度TV提高彩色电视质量的最新趋势是使用含有34-38wt.%Ni的Fe-Ni合金作为制造荫罩的合金以抑制彩色相位移，同长期以来被用作荫罩材料的低碳钢比较，传统Fe-Ni合金具有相当低的热膨胀系数。因此，甚至当用电子束加热荫罩时，用常规Fe-Ni合金制造的荫罩也不会出现由于荫罩的热膨胀而导致的彩色相位移问题。
制造用于荫罩的合金薄板的通常作法包括以下各步骤。通过连续浇铸法或制锭法来制取合金锭。对该合金锭进行开坯初轧、热轧、冷轧和退火以制取合金薄板。
然后，通常按以下各步骤对用于荫罩的合金薄板进行处理以制成荫罩。（1）对该合金薄板进行光蚀刻以在用于荫罩的合金薄板上形成适于电子束通过的孔眼。这种用于荫罩的光蚀刻多孔的合金薄板在下文中被称为“平板荫罩”（“flat  mask”）。（2）对该平板荫罩进行退火。（3）将已退火的平板荫罩压制成阴极射线管的弯曲形状。（4）将压制成形的平板荫罩组装成荫罩，然后对该荫罩进行黑化处理。
由于通过冷轧、再结晶退火和精轧而制得的传统Fe-Ni合金的荫罩材料比普通低碳钢荫罩材料具有更高的强度，所以在800℃或更高温度对上述传统Fe-Ni合金荫罩材料进行软化退火（压制前退火），以保证蚀刻穿孔后的良好压制成形性。然而，从加工效率和经济性的观点来看，这种在800℃高温的软化是不利的。因此，在工业上有待于研究出即使它们是在低温进行软化，也能获得像在800℃或更高温度被软化的材料一样低强度的材料。
在未经审查的日本专利公开公报No.3-267320中公开了用于荫罩的INVAR合金压制成形性的改进方法。这种先有技术在800℃以下的低温软化退火条件下提供一种能降低强度的技术，其中通过冷轧、再结晶退火和5～20%压下率的精冷轧对合金进行处理。软化温度在800℃以下。该先有技术生产出一种具有能给出良好压制成形性的足够低强度的薄板，由于在低于800℃的温度进行软化退火，在200℃时的0.2%弹性极限应力（proof stress）为9.5kgf/mm2（低于10kgf/mm2）。
然而，在未经审查的日本专利公开公报No.3-267320中公开的技术仅仅以平均结晶粒度和强度为重点，所公开的方法将导致｛100｝晶面聚集度显著增大并产生混合晶粒织构。结果是，发现由先有技术制得的荫罩在压制成形期间擦伤模具，并很容易地在荫罩边缘处产生裂纹。此外，由先有技术制得的材料具有很强的平面各向异性，以致导致压制成形后荫罩的不清晰的穿孔边缘，这会出现质量问题。
本发明的目的是提供一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板具有能提供不产生彩色相位移的高质量荧光屏的良好压制成形性。
为了达到上述目的，本发明提供一种用于荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上由以下元素组成：34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O，0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（DaV），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为5～75%，
｛110｝晶面聚集度为5～40%，
｛311｝晶面聚集度为20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为20%或更低。
所述合金薄板可包含1wt.%或更低的Co。
此外，本发明提供一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上由以下元素组成：28～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、1wt.%以上～7wt.%的Co、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O、0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（DaV），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为  14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为  5～75%，
｛110｝晶面聚集度为  5～40%，
｛311｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为  20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为  20%或更低。
更进一步，本发明提供一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上由以下元素组成：34～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N、0.05wt.%或更低的Sb，其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（Dav），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为  14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为  5～75%，
｛110｝晶面聚集度为  5～40%，
｛311｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为  20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为  20%或更低。
所述合金薄板可包含1wt.%或更低的Co。
而且，本发明提供一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上由以下元素组成：28～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、1wt.%以上～7wt.%的Co、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N、0.05wt.%或更低的Sb，其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（Dav），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为  14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为  5～75%，
｛110｝晶面聚集度为  5～40%，
｛311｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为  20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为  20%或更低。
图1所示曲线表示最佳实施方案1的平均奥氏体结晶粒度和维氏硬度对压制成形性的影响;
图2所示曲线表示最佳实施方案1的奥氏体结晶粒的混粒度和产生穿孔不清晰边缘之间关系;
图3所示曲线表示最佳实施方案1的｛100｝晶面聚集度和奥氏体结晶粒的混粒度之间关系;
图4所示曲线表示最佳实施方案2的平均奥氏体结晶粒度和维氏硬度对压制成形性的影响;
图5所示曲线表示最佳实施方案2的奥氏体结晶粒的混粒度和产生穿孔不清晰边缘之间关系;
图6所示曲线表示最佳实施方案2的｛100｝晶面聚集度和奥氏体结晶粒的混粒度之间关系的曲线。
最佳实施方案1
本发明的一种基本上由Fe、Ni、Si、B、O和N组成的合金薄板和一种基本上由Fe、Ni、Si、Co、B、O和N组成的合金薄板叙述如下。
限制本发明组分的原因也叙述如下。
为了防止彩色相位移，要求用于荫罩的Fe-Ni合金薄板在30～100℃温度范围内具有2.0×10-8/℃的平均热膨胀系数上限。该热膨胀系数取决于合金的Ni含量，满足上述平均热膨胀系数上限的Ni含量在34～38wt.%范围内。因此，Ni含量被规定为34～38wt.%。为了进一步降低平均热膨胀系数，最好是将Ni含量调整到35～37wt.%，优选为35.5～36.5wt.%。通常，Fe-Ni合金含有某种程度的作为不可避免杂质的Co，低于1wt.%的Co含量对合金特性的影响非常轻微，同时Ni含量也容许在上述范围内。然而，为了满足上述平均热膨胀系数的条件，含有1wt.%以上～7wt.%Co的Fe-Ni合金需要将Ni含量限制在28～38wt.%范围内。因此，如果Co含量为1wt.%以上～7wt.%，则Ni含量被规定在28～38wt.%范围内。通过将Co含量调整到3～6wt.%和将Ni含量调整到30～33wt.%，可得到具有更低平均热膨胀系数的良好特性。如果Co含量超过7wt.%，则热膨胀系数增加将导致低劣的特性，所以Co含量的上限被规定为7wt.%。
氧是不可避免杂质中的一种。当氧含量增加时，则在合金中的非金属氧化物夹杂增加。特别是在低于800℃温度时压制成形前的退火期间，非金属夹杂将抑制结晶粒生长。如果O含量超过0.0030wt.%，将抑止晶粒生长大，而且不能获得本发明要求的压制成形质量。在这方面，本发明将O含量上限规定为0.0030wt.%。对O含量的下限没有特别限定，但从制锭工艺的经济性考虑，基本上将其下限选定为0.0001wt.%。
B可改进合金的热加工性。然而，过量的B将导致B在压制成形前的退火期间形成的再结晶粒的晶界处偏析，这将阻碍晶界的自由迁移，并导致抑制晶粒生长从而得不到令人满意的压制成形前退火后所必需的0.2%弹性极限应力。特别是，在较低温度的压制成形前退火条件下（这是本发明所规定的），对晶粒生长的抑制作用很强，并且该抑制作用对所有晶粒产生的影响并不均匀。结果，出现了严重的混合晶粒组织，同时在压制成形期间伴随有不均匀的材料延伸，这将导致荫罩上穿孔的不清晰边缘。超过0.0010wt.%的硼含量将显著地增强对晶粒生长的抑制作用，不能获得本发明要求的压制成形性。还会出现穿孔不清晰边缘的问题。因而，本发明将B含量的上限规定为0.0010wt.%。从上述观点来看，更优选的B含量为0.0002wt.%或更低。
在合金的制锭期间添加硅作为脱氧元素。当Si含量超过0.07wt.%时，在压制成形前退火时的合金表面上形成Si的氧化膜。该氧化膜将降低压制成形期间同模具的适配性。并导致合金薄板对模具的擦伤。因此，Si含量的上限被规定为0.07wt.%。Si含量的进一步降低可改进模具与合金薄板的适配性。没有必要规定Si含量的下限，但从制锭工艺的经济性来看，约0.001wt.%是其有效下限。
氮是制锭过程中不可避免地进入合金的一种元素。0.0020wt.%或更大的氮含量将导致N在压制成形前的退火期间在合金表面上的浓集，并产生氮化物。该氮化物将降低压制成形期间合金与模具的适配性，并引起合金对模具的擦伤。因此，N含量被规定低于0.0020wt.%。尽管没有必要规定N含量的下限，但从制锭工艺的经济性考虑，0.0001/wt.%是其下限。
关于除上述以外的一些元素，其含量的优选范围是：0.0001～0.0040wt.%的C、0.001～0.35wt.%的Mn和0.001～0.07wt.%的Cr。
根据本发明，为了改进形状固定能力、抑制压制成形期间的合金薄板表面上产生裂纹和防止已制得的荫罩产生穿孔不清晰边缘，除了上述规定的组分外，还必需将压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度（Dav）、奥氏体结晶最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）和维氏硬度（Hv）规定在各自的特定范围内，此外，还必需规定维氏硬度（Hv）和平均奥氏体结晶粒度（Dav）之间的关系满足特定的相互关系。
图1示出了压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav和维氏硬度Hv对压制成形性的影响。在该情形下，在800℃以下的温度对该合金进行压制成形前的退火，随后压制成形。所使用的合金薄板含有：34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O和低于0.002wt.%的N。该合金的各晶面聚集度如下：｛111｝晶面聚集度为14%或更低、｛100｝晶面聚集度为5～75%、｛110｝晶面聚集度为5～40%、｛311｝晶面聚集度为20%或更低和｛331｝晶面聚集度为20%或更低、｛210｝晶面聚集度为20%或更低和｛211｝晶面聚集度为20%或更低。合金薄板的奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比Dmax/Dmin在1～15范围内。
根据图1，低于10.5μm的平均奥氏体结晶粒度Dav值在本发明规定的低于800℃的温度条件下，不能促进压制成形前退火期间合金薄板中的晶粒生长，并增加回弹和由于不充分的晶粒长大而导致低劣的形状固定能力。另一方面，超过15.0μm的Dav值将阻碍压制成形前退火期间的再结晶，并由于不充分的再结晶而导致低劣的形状固定能力。
主要由冷轧压下率来确定维氏硬度Hv。低于165的Hv值不能给予合金薄板足够的应变、仅仅对压制成形前退火期间的再结晶给出微弱的驱动力。其结果是不充分的再结晶，甚至在压制成形前退火后合金薄板也将被留在相当坚硬的状态。结果是，形状固定能力低劣。另一方面，当给与合金薄板过大的应变而导致Hv超过220，则压制成形前退火期间再结晶的驱动力变得很大，这将使再结晶期间的成核频率过高。因此，晶粒在压制成形前退火后变细从而降低形状固定能力。
图1也指出了，通过将维氏硬度Hv和平均奥氏体结晶粒度Dav之间的关系保持在特定范围内而获得压制成形前退火期间适宜的再结晶，压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav大时，为了获得压制成形前退火期间足够的驱动力，则要求大的应变度。因此，必需根据相应的平均奥氏体结晶粒度Dav来规定维氏硬度Hv的下限。另一方面，由于平均奥氏体结晶粒度Dav越小则核生成场所越多，因此必需根据相应的平均奥氏体结晶粒度Dav来规定维氏硬度Hv的上限，以防止在压制成形前退火后产生细晶粒。根据图1，即使维氏硬度Hv为165或更大时，如果满足公式[Hv＜10×Dav+50]，则压制成形前退火期间再结晶的驱动力相对太弱，不能实现充分的再结晶。因此，甚至在压制成形前退火后的材料也是坚硬的，并且形状固定能力低劣。而即使维氏硬度Hv为220或更低，如果满足公式[Hv＞10×Dav+80]，则压制成形前退火期间再结晶的驱动力相对太强，在压制成形前退火后晶粒变细，并且形状固定能力低劣。
图2示出了奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比Dmax/Dmin与穿孔不清晰边缘之间的关系。所使用的合金薄板主要含有：34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O和低于0.002wt.%的N。
维氏硬度Hv和平均奥氏体结晶粒度Dav满足以下公式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50
合金的各晶面聚集度如下：｛111｝晶面聚集度为14%或更低、｛100｝晶面聚集度为5～75%、｛110｝晶面聚集度为5～40%、｛311｝晶面聚集度为20%或更低、｛331｝晶面聚集度为20%或更低、｛210｝晶面聚集度为20%或更低和｛211｝晶面聚集度为20%或更低。
根据图2，当奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比Dmax/Dmin超过15时，蚀刻孔大小变得不规则并导致穿孔的不清晰边缘。Dmax/Dmin值越小则越有利，因而Dmax/Dmin的下限被规定为1。
从以上考虑来看，本发明将压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav规定在10.5～15.0μm范围内，将奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比Dmax/Dmin（该比值在下文中被简称为“奥氏体结晶粒的混粒度”“degree  of  austenite  mixed  grain”）规定在1～15范围内和将维氏硬度Hv规定在165～220范围内，并且还满足以下公式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50
以促进压制成形前退火期间晶粒生长，改进形状固定能力和抑制已制得的荫罩的不清晰穿孔边缘。
为了防止压制成形期间产生裂纹和防止已制得的荫罩上有穿孔的不清晰边缘和局部彩色相位移（这是本发明的目的），除上述规定外，限制压制成形前退火前的合金薄板表面上的各晶面聚集度也是很重要的。
发明者们发现，控制压制成形前退火前合金薄板表面上的｛211｝晶面聚集度能有效地抑制压制成形期间产生裂纹，控制｛100｝和｛110｝晶面聚集度能抑制在制得的荫罩上有穿孔的不清晰边缘，控制｛111｝、｛311｝、｛331｝和｛210｝晶面聚集度能抑制在制得的荫罩上产生局部彩色相位移。
具体地说，当｛211｝晶面聚集度超过20%时，合金薄板在压制成形期间产生裂纹。当｛111｝、｛311｝、｛331｝和｛210｝晶面聚集度分别超过14%、20%、20%和20%时，蚀刻孔形状在压制成形期间发生异常变形，这将导致局部彩色相位移。
为了将奥氏体结晶粒混粒度Dmax/Dmin限制在本发明规定的范围内，必需控制｛100｝和｛110｝晶面聚集度。当｛100｝晶面聚集度超过75%或当｛110｝晶面聚集度超过40%时，奥氏体结晶粒混粒度会超过15。在此情形下，则不会均匀地进行压制成形前退火期间的再结晶，并且压制成形前退火后的晶粒将变成混粒状态，因而在已制得的荫罩上产生不清晰穿孔边缘。当｛100｝晶面聚集度低于5%时，｛110｝晶面聚集度超过40%。当｛110｝晶面聚集度低于5%时，｛100｝晶面聚集度超过75%。在两者情况下，奥氏体结晶粒的混粒度都将超过15，并在已制得的荫罩上产生不清晰的穿孔边缘。图3示出了｛100｝晶面聚集度与结晶粒的混粒度之间的关系。根据图3，通过将｛100｝晶面聚集度控制在5～75%范围内，能够将奥氏体结晶粒的混粒度控制在1～15范围内，通过将｛100｝晶面聚集度进一步控制在8～46%的限制范围内，可以进一步地降低结晶粒的混粒度，从而更有效地抑制穿孔的不清晰边缘。
从以上考虑来看，本发明对压制成形前退火前的合金薄板上各晶面聚集度规定如下：
｛111｝晶面聚集度  ：  14%  或更低
｛100｝晶面聚集度  ：  5～75%
｛110｝晶面聚集度  ：  5～40%
｛311｝晶面聚集度  ：  20%  或更低
｛331｝晶面聚集度  ：  20%  或更低
｛210｝晶面聚集度  ：  20%  或更低
｛211｝晶面聚集度  ：  20%  或更低
以上给出的聚集度值是各晶面聚集度与｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面聚集度总和的相应比值。
用（111）、（200）、（220）、（311）、（331）、（420）和（422）各X-射线衍射面的X-射线衍射强度来确定各相应晶面的聚集度。例如，用（111）、（200）、（220）、（311）、（331）、（420）和（422）各衍射面的相应X-射线衍射强度比的总和除（111）衍射面的相应X-射线衍射强度比来确定（111）晶面聚集度。可以用同样的方法来确定（100）、（110）、（311）、（331）、（210）和（211）其它各晶面的聚集度。相应X-射线衍射强度比是各衍射面X-射线衍射强度的测量值与理论值的比值。例如，（111）晶面的相应X-射线衍射强度比是用（111）衍射面的X-射线衍射强度理论值除其测量值。
用（111）至（422）7个衍射面的相应X-射线衍射强度比的总和除（200）、（220）、（420）和（422）各晶面的相应X-射线衍射强度比来确定｛100｝、｛110｝、｛210｝、和｛211｝各晶面的聚集度，（200）、（220）、（420）和（422）各晶面同相应的｛100｝、｛110｝、｛210｝、和｛211｝晶面具有相同的取向。
一般通过适宜地选择热轧步骤后的处理条件来获得本发明规定的压制成形前退火前的｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面的聚集度。
例如，将开坯初轧或连续浇铸的扁坯经热轧后进行热轧薄板退火、冷轧、再结晶退火、冷轧、再结晶退火、冷轧、再结晶退火、精冷轧和消除应力退火过程制取本发明合金薄板时，为得到以上规定的晶面聚集度的有效条件是将热轧薄板退火期间的退火温度控制在910°～990℃范围内的适宜水平，并选择冷轧、再结晶退火、精冷轧和消除应退火的最佳条件。也是通过控制冷轧、再结晶退火、精冷轧和消除应力退火的条件来实现本发明规定的平均奥氏体结晶粒度Dav、奥氏体结晶粒混粒度Dmax/Dmin和维氏硬度Hv最佳化。
为了得到本发明规定的各晶面聚集度，初轧或连续浇铸后的扁坯进行均匀化热处理是不利的。例如，当在1200℃或更高温度进行10小时或更长时间的均匀化热处理时，｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面中的一个或多个晶面的聚集度会不满足本发明的技术规格。因此，应该避免这种均匀化热处理。
可以使用其它方法来满足本发明规定的各晶面聚集度。能应用方法的某些实例是采用急冷凝固和通过控制热加工期间再结晶的组织控制。
本发明的合金薄板还可在光刻步骤前进行压制成形前退火。如果在比较低的温度（这是本发明的条件）下进行压制成形前的退火，不会降低光刻质量。但对于普通材料来说，如果在本发明规定的比较低的温度进行压制成形前的退火之后再进行光刻，则会降低光刻质量，所以压制成形前的退火实质上不能在光刻前进行。相反，本发明的材料可以在压制成形前退火之后进行光刻而不会降低蚀刻性能。
实施例1
一些发明者通过桶内精炼制取了具有表1和表2所示组分的合金No.1～No.23，并将合金No.1～No.13和No.18～No.23浇铸制锭。在它们进行开坯初轧、表面缺陷清除和1100℃×3小时的热轧后，获得了热轧薄板。将合金No.14～No.17直接浇铸成薄板，该薄板然后以30%压下率在1000°～1300℃温度范围进行热轧，随后在750℃进行卷板以获得热轧薄板。利用这些热轧薄板，制取表3～表6所示材料No.1～No.34的合金薄板。
在表3和表4中，Dmax代表合金薄板中最大的奥氏体结晶粒度，Dmin代表合金薄板中最小的奥氏体结晶粒度。
在表5和表6中，评价形状固定能力、模具与合金薄板的适配性和穿孔的不清晰边缘的判断标准如下：
关于形状固定能力，符号“◎”表示“极好”，“O”表示“良好”，而“X”表示“稍差”。
关于模具与合金薄板的适配性，符号“O”表示“良好无压痕（ironing  mark）”，“△”表示“稍差有少许压痕”，而“×”表示“差有许多压痕”。
关于穿孔的不清晰边缘，符号“◎”表示“完全没有”，“O”表示“没有”，“△”表示“有一些”，而“X”表示“产生”。
材料No.1～No.21和No.27～No.30是厚度为0.25mm的合金薄板，它们是由合金No.1～No.21的热轧薄板经过以下处理而制得的：在910°～990℃温度范围内热轧薄板退火、冷轧、在860°～940℃温度范围内再结晶退火125秒、冷轧、在860°～940℃温度范围内再结晶退火125秒、15%压下率的精冷轧和在530℃消除应力退火30秒。
材料No.22和No.26是厚度为0.25mm的合金薄板，它们是由No.22和No.2合金的热轧薄板经过以下处理而制得的：92.5%压下率的冷轧、在850℃再结晶退火1分钟、15%压下率的精冷轧和在530℃消除应力退火3秒
材料No.24是厚度为0.25mm的合金薄板，它是由合金No.1的热轧薄板经过以下处理而制得的：在950℃热轧薄板退火、74%压下率的冷轧、在950℃再结晶退火180秒、40%压下率的冷轧、在950℃再结晶退火180秒、15%压下率的精冷轧和在530℃消除应力退火30秒。
材料No.25是厚度为0.25mm的合金薄板，它是由合金No.1的热轧薄板经过以下处理而制得的：在950℃热轧薄板退火、冷轧、在800℃再结晶退火30秒、冷轧、在800℃再结晶退火30秒、精冷轧和在530℃消除应力退火30秒，
材料No.23是厚度为0.25mm的合金薄板，它是由合金No.23的热轧薄板经过以下处理而制得的：在970℃热轧薄板退火、冷轧、在800℃再结晶退火30秒、冷轧、在800℃再结晶退火30秒、精冷轧和在530℃消除应力退火30秒。
材料No.31～No.34是厚度为0.25mm的合金薄板，它们是由合金No.3、No.4和No.7的热轧薄板经过以下处理而制得的：冷轧、在860°～940℃温度范围内再结晶退火125秒、冷轧、在860°～940℃温度范围内再结晶退火125秒、精冷轧和在530℃消除应力退火30秒。
所有这些已制得的热轧薄板在退火后显示出充分的再结晶。
通过上述处理而制得的材料No.1～No.12和No.15～No.34的合金薄板进行蚀刻制成平板荫罩。对该平板荫罩在770℃进行45分钟压制成形前的退火处理，随后压制成形。在生产过程中试验其压制成形性。对已压制成形的荫罩黑化处理、将它们安装进阴极射线管内和在其表面上用电子束辐照后测量局部彩色相位移。将材料No.13和No.14的合金薄板在795℃进行3分钟的压制成形前退火，然后进行蚀刻制成平板荫罩。对这些平板荫罩进行压制成形以测定压制成形性。使用上述相同方法对这些合金进行局部彩色相位移检验。
表3和表4列出了压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav、奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin、维氏硬度Hv、[10×Dav+80-Hv]和[Hv-10×Dav-50]。表5和表6列出了压制成形前退火前薄板表面上的各晶面聚集度、压制成形性和局部彩色相位移。
根据表3～表6，材料No.1～No.13满足本发明规定的条件，这些条件包括｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面聚集度、平均奥氏体结晶粒度Dav、奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin、维氏硬度Hv和[10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50]条件。所有这些材料都是具有极好的压制成形性而不会产生局部彩色相位移。作为本发明实例的含有Co的材料No.14到No.17也显示出极好的特性。对材料No.13和No.14进行蚀刻前压制成形前的退火，即使它们通过所述生产工艺进行处理也发现它们具有作为荫罩的适宜性能。
相反，材料No.18和No.20是各自Si和N含量分别都大于本发明规定含量的对比例，它们在压制成形步骤中出现与模具的适配性问题。材料No.19是O含量大于本发明规定含量的对比例，它在压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度低于10.5μm。因此，材料No.19在压制成形时形状固定能力很差，并在合金薄板上产生裂纹。此外，材料No.19的奥氏体结晶粒混粒度超过本发明规定水平，所以也出现了不清晰的穿孔边缘。
材料No.21和No.22是B含量超过本发明规定范围的对比例，二者的平均奥氏体结晶粒度Dav都低于10.5μm。因此，它们压制成形时的形状固定能力低劣，并在合金薄板上产生裂纹。此外，它们的奥氏体结晶粒混粒度也超过了本发明规定的范围，以致出现了不清晰的穿孔边缘。特别是，按照未经审查的日本专利公开公报No.3-267320公开的技术，通过92.5%压下率的冷轧、在850℃再结晶退火1分钟和15%压下率的精冷轧（不进行热轧薄板退火）制取材料No.22。材料No.22的｛110｝和｛100｝晶面聚集度在本发明规定范围外。特别是奥氏体结晶粒的混粒度很高。
用制取材料No.22同样的方法制取材料No.26，材料No.26是其｛100｝和｛110｝晶面聚集度在本发明规定范围以外的对比例。材料No.26具有很大的奥氏体结晶粒混粒度，以致出现不清晰的穿孔边缘。如上所述，即使合金满足本发明的组成条件，它也不能提供极好的压制成形性，除非它在晶面聚集度和奥氏体结晶粒的混粒程度方面满足本本发明的条件。
在冷轧后分别于950℃进行180秒和于800℃进行30秒再结晶退火条件下制取材料No.24和No.25。材料No.24是平均奥氏体结晶粒度Dav超过本发明规定范围的对比例，材料No.25是平均奥氏体结晶粒度低于本发明规定范围的对比例。二种材料的形状固定能力都很差。
在冷轧步骤后，使用在材料No.1～No.21中的相同工艺过程（不进行热轧薄板退火）制取材料No.31～No.34。在它们之中，材料No.31是｛110｝晶面聚集度在本发明规定范围以外的对比例，它的奥氏体结晶粒混粒度超过本发明规定的范围，并产生了不清晰的穿孔边缘。材料No.33是｛211｝晶面聚集度超过本发明规定范围的对比例，这会在合金薄板上导产生裂纹。材料No.32是｛111｝和｛311｝晶面聚集度在本发明规定范围以外的对比例。材料No.34是｛311｝和｛210｝晶面聚集度超过本发明规定范围的对比例。这些对比例都引起局部彩色相位移。
材料No.27、No.28、No.29和No.30分别是维氏硬度Hv超过本发明规定范围、维氏硬度Hv低于本发明规定范围、10×Dav+80＜Hv和Hv＜10×Dav+50的对比例、它们全部都显示出很差的形状固定能力。
如上所述，通过使组成、压制成形前退火前的晶面聚集度、平均奥氏体结晶粒度Dav、奥氏体结晶粒混粒度Dmax/Dmin、维氏硬度Hv各条件，以及10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50条件满足本发明规定的条件，来制取具有本发明要求的极好压制成形性和荧光屏质量的用于荫罩的Fe-Ni合金薄板和Fe-Ni-Co合金薄板。
如上详细所述，即使本发明用于荫罩的Fe-Ni合金薄板和Fe-Ni-Co合金薄板在低于800℃的相当低温下进行压制成形前退火，它们也具有极好的压制成形性。极好的压制成形性包括良好的形固定能力、对模具的良好适配性和在压制成形期间的合金薄板上很少产生裂纹。没有局部彩色相位移也就保证了极好的荧光屏质量。此外，即使当本发明的合金薄板在蚀刻前压制成形前进行退火，它也具有必需的蚀刻性能和压制成形性。因此，对合金薄板的初步退火可省去在阴极射线管制造厂的压制成形前的退火。这种最佳化工艺流程可向合金薄板用户提供巨大的商业利益。
Figure 941033201_IMG1
Figure 941033201_IMG3
Figure 941033201_IMG4
Figure 941033201_IMG6
最佳实施方案2
以下叙述本发明的主要含有Fe、Ni、Cr、Si、B、O、N和Sb的合金薄板以及主要含有Fe、Ni、Cr、Co、Si、B、O、N和Sb的合金薄板。
限制本发明组成的原因叙述如下。
为防止彩色相位移，要求用于荫罩的Fe-Ni合金薄板在30°～100℃温度范围内具有3.0×10-8/℃的平均热膨胀系数上限。该热膨胀系数取决于合金的Ni含量，满足上述平均热膨胀系数上限的Ni含量在34～38wt.%范围内。因此，Ni含量被规定为34～38wt.%。为进一步降低平均热膨胀系数，将Ni含量优选调整到35～37wt.%，最优选为35.5～36.5wt.%。在通常情况下，Fe-Ni合金包含某种程度的不可避免杂质的Co，1wt.%或更低的Co含量对合金特性的影响非常轻微，同时上述规定范围的Ni含量是可接受的。
然而，含有1wt.%以上～7wt.%  Co的Fe-Ni合金需要将Ni含量限制在28～38wt.%范围内以满足上述平均热膨胀系数条件。因而，如果Co含量为1wt.%以上～7wt.%，则Ni含量被要求规定在28～38wt.%范围内。通过将Co含量调整在3～6wt.%范围内、将Ni含量调整到30～33wt.%范围，可得到更低的平均热膨胀系数的良好特性。如果Co含量超过7wt.%，则热膨胀系数恶化，所以Co含量的上限被规定为7wt.%。
铬可改进合金的抗腐蚀性，但恶化热膨胀系数。当将合金调整到具有满足本发明条件（该条件叙述如后）的各晶面聚集度、结晶粒度和硬度时，若合金的Cr含量为0.01wt.%或更多可得到改进抗腐蚀性的效果。另一方面，当Cr含量超过3wt.%时，该合金不能提供本发明规定的平均热膨胀系数。低于0.01wt.%的Cr含量不具有改进抗腐蚀性的效果。因此，Cr含量的上限和下限分别被规定为3.0wt.%和0.01wt.%。
氧是不可避免杂质中的一种。增加O含量会增加合金中的非金属氧化物夹杂，该夹杂物会在压制成形前退火期间抑制晶粒生长。特别是在低于800℃的温度，O夹杂物会抑制晶粒生长。如果O含量超过0.004wt.%，会显著地阻碍晶粒生长，并且也无法获得本发明要求的压制成形质量。在这方面，本发明将O含量上限规定为0.004wt.%。关于O含量的下限没有特别规定，但从制锭工艺的经济性考虑，该下限基本上被选择为0.0001wt.%。
B可改进合金的热加工性能。然而，过量的B将导致B在压制成形前退火期间形成的再结晶晶界处的偏析，这会妨碍晶界的自由迁移，并导致抑制晶粒生长和不能令人满意的压制成形前退火后所必需的0.2%弹性极限应力。特别是，在本发明规定的较低温度的压制成形前退火条件下，对晶体生长的抑制作用是很强的，而且该作用不是均匀地对所有晶体产生影响。结果，出现了以压制成形期间材料不均匀伸长为特征的严重混合晶粒结构，这将在荫罩上导致不清晰的穿孔边缘。超过0.005wt.%的硼含量将显著地增强对晶体粒生长的抑制作用，也不能获得本发明要求的压制成形性。也会出现不清晰穿孔边缘的问题。因此，本发明将B含量的上限规定为0.005wt.%。从上述观点来看，更优选的B含量为0.001wt.%或更低。
在合金制锭期间添加硅作为脱氧剂元素。当Si含量超过0.2wt.%时，在压制成形前退火后的合金表面上形成Si的氧化膜。该氧化膜在压制成形期间降低与模具的适配性，并导致模具被合金薄板擦伤。因此，Si含量的上限被规定为0.2wt.%。进一步降低Si含量可改进模具与合金薄板的适配性。没有必要规定Si含量下限，但从制锭工艺的经济性考虑，约0.001wt.%是Si含量的适宜下限。
氮是制锭过程中不可避免地进入合金的一种元素。0.003wt.%或更高的氮含量会导致N在压制成形前退火期间的合金表面上浓集，并产生氮化物。该氮化物会在压制成形处理期间降低合金与模具的适配性，并导致模具被合金薄板擦伤。因此，N含量被规定为0.003wt.%或更低。尽管没有必要规定N含量的下限，但从制锭工艺的经济性考虑，约0.0001wt.%是N含量的适宜下限。
锑是不可避免夹杂物中的一种元素，超过0.05wt.%的Sb含量会阻碍本发明合金晶粒生长，这会阻止获得本发明要求的结晶粒度。因此，Sb含量的上限被规定为0.05wt.%。
关于除上述以外的一些元素，其含量的优选范围如下：0.0001～0.01wt%的C和0.001～0.5wt.%的Mn。
根据本发明，为了改进形状固定能力、抑制压成形期间的合金薄板表面上产生裂纹和防止已制得的荫罩产生穿孔不清晰边缘，除了上述规定的组成以外，还必需规定压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav、奥氏体结晶最大粒度与最小粒度之比Dmax/Dmin和维氏硬度Hv各自的特定范围，此外，还必需限定维氏硬度Hv和平均奥氏体结晶粒度Dav之间的关系满足特定的相互关系。
图4示出了压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav和维氏硬度Hv对压制成形性的影响。在该情形下，该合金薄板具有本发明规定的组成，并具有本发明规定范围内的压制成形前退火前奥氏体结晶最大粒度与最小粒度的比值Dmax/Dmin和各晶面聚集度，在800℃以下的温度对该合金薄板进行压制成形前退火，随后压制成形。根据图4，在本发明规定的低于800℃的温度下，低于10.5μm的Dav值不能促进压制成形前退火期间合金薄板中的晶粒生长，并增加回弹和由于不充分的晶粒生长而导致很差的形状固定能力。另一方面，超过15.0μm的Dav值将阻碍压制成形前退火期间的再结晶，并由于不充分的再结晶而导致很差的形状固定能力。
主要由冷轧压下率来确定维氏硬度Hv。低于165的Hv值不能给与合金薄板足够的应变，仅仅对压制成形前退火期间的再结晶给出微弱的驱动力。其结果是不充分的再结晶，甚至在压制成形前退火后也会使合金薄板留在相当坚硬状态。结果是，形状固定能力很差。另一方面，当给与合金薄板过大的应变而使Hv超过220，则在压制成形前退火期间再结晶的驱动力变得很大，这将在再结晶期间的成核频率过高。因此，晶粒在压制成形前退火后变得很细以致降低形状固定能力。
图4也指出了，通过将维氏硬度Hv和平均奥氏体结晶粒度Dav之间的关系保持在特定范围内而获得压制成形前退火期间的适宜再结晶。压制成形前退火前大的平均奥氏体结晶粒度Dav要求大应变度以获得压制成形步骤前退火期间足够的驱动力。因此，必须根据相应的平均奥氏体结晶粒度Dav来规定维氏硬度Hv的下限。另一方面，由于较小的平均奥氏体结晶粒度Dav具有较多的成核晶格点，必须根据相应的平均奥氏体结晶度Dav来规定维氏硬度Hv的上限，以防止在压制成形前退火后产生细晶粒。根据图4，即使维氏硬度Hv为165或更大，如果满足公式[Hv＜10×Dav+50]，则压制成形前退火期间再结晶的驱动力相对太弱，不能实现充分的再结晶。因此，即使在压制成形前退火后，材料也保持刚性，因而形状固定能力很差。即使维氏硬度Hv为220或更低值，如果满足公式[Hv＞10×Dav+80]，则在压制成形前退火期间再结晶的驱动力相对太强，在压制成形前退火后晶粒变细，并且形状固定能力很差。
图5示出了压制成形前退火前奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比Dmax/Dmin对已制得的荫罩不清晰穿孔边缘的影响。在该情形下，该合金薄板具有本发明规定的组成，并具有本发明规定范围内的压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav值、维氏硬度Hv值和各晶面聚集度值，在低于800℃温度对该合金薄板进行压制成形前的退火，随后被压制成形。根据图5，当奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比Dmax/Dmin超过15时，则蚀刻孔孔径变得不规则，并导致不清晰的穿孔边缘。Dmax/Dmin越小则越有利，Dmax/Dmin的下限被规定为1。
从以上考虑来看，本发明将压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav规定在10.5～15.0μm范围内，奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比Dmax/Dmin（在下文中该比值被简称为“奥氏体结晶粒的混粒度”（“degree  of  austenite  mixed  grain”）规定在1～15范围内和维氏硬度Hv规定在165～220范围内并规定以下公式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50
以便于促进压制成形前退火期间晶粒生长、改进形状固定能力和抑制已制得的荫罩的不清晰穿孔边缘。
为了在已制得的荫罩表面上防止压制成形期间产生裂纹、防止不清晰的穿孔边缘和局部彩色相位移（这是本发明的目的），重要的是限制压制成形前退火前合金薄板表面上的各晶面聚集度以及以上规定的极限。
本发明者们发现，控制压制成形前退火前合金薄板表面上的｛211｝晶面聚集度能有效地抑制压制成形期间产生裂纹，控制｛100｝和｛110｝晶面聚集度能抑制在制得的荫罩上产生不清晰穿孔边缘、控制｛111｝｛311｝｛331｝和｛210｝各晶面聚集度能抑制在制得的荫罩上发生局部彩色相位移。
具体地说，当｛211｝晶面聚集度超过20%时，该合金薄板在压制成形期间产生裂纹。
当｛111｝｛311｝｛331｝和｛210｝各晶面聚集度分别超过14%、20%、20%和20%时，则蚀刻孔形状在压制成形期间发生异常变形，从而导致局部彩色相位移。
为了将奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin限制在本发明规定的范围内，必须控制｛100｝和｛110｝晶面聚集度。当｛100｝晶面聚集度超过75%或当｛110｝晶面聚集度超过40%，奥氏体结晶粒的混粒度会超过15。在此情形下，则压制成形前退火期间进行的再结晶不会均匀，并且压制成形前退火后的结晶将变成混合的晶粒状态，该混合的晶粒将导致在已制得的荫罩上产生不清晰穿孔边缘。当｛100｝晶面聚集度低于5%时，｛110｝晶面聚集度超过40%。当｛110｝晶面聚集度低于5%时，｛100｝晶面聚集度超过75%。在两者情况下，奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin都将超过15。并在已制得的荫罩上导致不清晰的穿孔边缘。
图6示出了｛100｝晶面聚集度和奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin之间的关系。根据图6，通过将｛100｝晶面聚集度控制在5～75%范围内，可以将奥氏体结晶粒的混粒度控制在1～15范围内。通过将｛100｝晶面聚集度控制在8～46%的进一步限制范围内，可进一步降低奥氏体结晶的混粒度以更有效地抑制不清晰的穿孔边缘。
从以上考虑来看，本发明将压制成形前退火前合金薄板上各晶面聚集度规定如下：
｛111｝晶面聚集度  ：  14%或更低
｛100｝晶面聚集度  ：  5～75%
｛110｝晶面聚集度  ：  5～40%
｛311｝晶面聚集度  ：  20%或更低
｛331｝晶面聚集度  ：  20%或更低
｛210｝晶面聚集度  ：  20%或更低
｛211｝晶面聚集度  ：  20%或更低
以上给出的聚集度值是各晶面聚集度对｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝、和｛211｝各晶面聚集度总和的相应比值。
用｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝、和｛211｝各晶面聚集度总和除各晶面聚集度来确定各晶面聚集度，并用百分数表示。
一般通过选择热轧步骤后的适宜处理条件来获得本发明规定的压制成形前退火前的｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝、和｛211｝各晶面的聚集度。
例如，当通过对扁坯进行热轧来生产本发明的合金薄板时，该扁坯是通过开坯初轧或连续浇铸而制得，随后顺次进行热轧薄板退火、第一次冷轧、再结晶退火、第二次冷轧、再结晶退火、精冷轧和消除应力退火，为得到以上规定的晶面聚集度的有效条件是将热轧薄板退火期间的退火温度控制在910°～990℃范围内的适宜水平，并选择冷轧、再结晶退火、精冷轧和消除应力退火的最佳条件。
为了得到本发明规定的各晶面聚集度，初轧或连续浇铸后的扁坯进行均匀化热处理是不利的。例如，当在1200℃或更高温度进行10小时或更长时间的均匀化热处理时，｛111｝、｛100｝、｛110｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝、和｛211｝各晶面中的一个或多个晶面的聚集度会不满足本发明的技术规格。因此，应该避免这种均匀化热处理。
可以使用其它方法来满足本发明规定的各晶面聚集度。可采用急冷凝固法以及通过控制热加工期间再结晶的组织控制是能应用方法的某些实例。
本发明的合金薄板也可在光刻步骤前进行压制成形前的退火。如果在较低温度（这是本发明的条件）进行压制成形前的退火，不会降低光刻质量。但对于普通材料来说，如果在本发明规定的较低的温度进行压制成形前退火后再进行光刻，则会降低光刻质量，所以不能在光刻前进行压制成形前退火。相反，本发明的材料可以在压制成形前退火后进行光刻而不会降低蚀刻质量。
实施例2
本发明者们通过桶内精炼制取具有表7所示组成的合金No.1～No.23。对合金No.1～No.13通过连续浇铸进一步处理以制取连续铸坯，对合金No.18～No.23进行模制处理以制取合金锭，然后对该合金锭进行调理和开坯初轧处理以制取扁坯。对这些扁坯进行表面处理并供入炉内在1100℃加热3小时，随后进行热轧以制取热轧薄板。
将合金No.14～No.17直接浇铸成铸板，然后在1000°～1300℃温度范围内以30%压下率进行热轧，并在750℃进行卷绕以制取热轧薄板。
用合金No.1～No.23的这些热轧薄板制取表8和表9所列合金薄板No.1～No.34。
在表8和表9中，Dmax代表合金薄板中最大的奥氏体结晶粒度，Dmin代表合金薄板中最小的奥氏体结晶粒度。
Figure 941033201_IMG8
Figure 941033201_IMG9
用热轧合金薄板No.1～No.21制取的材料No.1～No.21和No.27～No.30的合金薄板的厚度为0.13mm，用下述方法（1）制取该合金薄板：
（1）在910°～990℃温度范围的热轧薄板退火-第一次冷轧-在860°～940℃温度范围内再结晶退火125秒-第二次冷轧-在860°～940℃温度范围内再结晶退火125秒-以15%压下率的精冷轧-在530℃消除应力退火30秒。
用合金No.22和No.26的热轧薄板制取的材料No.22和No.26的合金薄板的厚度为0.13mm，用下述方法（2）制取该合金薄板：（2）以92.5%压下率的第一次冷轧-在850℃再结晶退火60秒-以15%压下率的精冷轧-在530℃消除应力退火30秒。
用合金No.23的热轧薄板制取的材料No.23的合金薄板的厚度为0.13mm，用下述方法（3）制取该合金薄板：
（3）在970℃的热轧薄板退火-第一次冷轧-在860℃再结晶退火30秒-第二次冷轧-在860℃再结晶退火30秒-精冷轧-在530℃消除应退火30秒。
用合金No.1的热轧薄板制取的材料No.24的合金薄板的厚度为0.13mm，用下述方法（4）制取该合金薄板：（4）在950℃的热轧薄板退火-以74%压下率的第一次冷轧-在950℃再结晶退火180秒-以40%压下率的第二次冷轧-在950℃再结晶退火180秒-以15%压下率的精冷轧-在530℃消除应力退火30秒。
用合金N.1的热轧薄板制取的材料No.25的合金薄板的厚度为0.13mm，用下述方法（5）制取合金薄板：
（5）在950℃的热轧薄板退火-第一次冷轧-在800℃再结晶退火30秒-第二次冷轧-在800℃再结晶退火30秒-精冷轧-在530℃消除应力退火30秒。
用合金No.4的热轧薄板制取的材料No.31和No.33的合金薄板、用合金No.3的热轧薄板制取的材料No.32的合金薄板和用合金No.7的热轧薄板制取的材料No.34的合金薄板都具有0.13mm的厚度，用下述方法（6）制取该合金薄板：
（6）第一次冷轧-在860°～940℃温度范围内再结晶退火125秒-第二次冷轧-在860°～940℃温度范围内再结晶退火125秒-精冷轧-在530℃消除应力退火30秒。
所有这些制得的热轧薄板都在退火后显示出充分的再结晶。
对通过上述处理制取的材料No.1～No.12和No.15～No.34的合金薄板进行蚀刻制成平板荫罩（压制成形前的荫罩）。在770℃对该平板荫罩进行45分钟的压制成形前退火处理，随后被压制成形。在该处理过程中进行压制成形性试验。在对压制成形的荫罩进行黑化、将它们安装进阴极射线管内和用电子束在其表面上进行辐照后测量局部彩色相位移。在795℃对材料No.13和No.14的合金薄板进行3分钟的压制成形前退火，然后进行蚀刻制成平板荫罩。对这些平板荫罩进行压制成形以测定压制成形性。还使用上述相同方法对这些合金进行局部彩色相位移检验。
表8和表9列出了压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav、奥氏体结晶粒混粒度Dmax/Dmin、维氏硬度Hv、[10×Dav+80-Hv]和[Hv-10×Dav-50]的正负号的表示。表10和表11列出了压制成形前退火前薄板表面上各晶面的聚集度、压制成形性、局部彩色相位移和抗腐蚀性。
在表10和表11中，形状固定能力、模具与合金薄板的适配性和不清晰穿孔边缘的评价判断标准如下。
关于形状固定能力，“◎”符号表示“极好”，“O”表示“良好”，“X”表示“较差”。
关于模具与合金薄板的适配性，“O”符号表示“良好无压痕（ironing  mark）”，“△”表示“较差有少许压痕”，“X”表示“差有许多压痕”。
关于不清晰穿孔边缘，“◎”符号表示“完全无”，“O”表示“无”，“△”表示“有一些”，而“X”表示“产生”。
锈斑出现频率是根据JISZ 2371进行50小时的盐水喷雾腐蚀试验而测得的每1cm2合金表面上的腐蚀点数。
Figure 941033201_IMG10
Figure 941033201_IMG11
根据表8～表10，材料No.1～No.13的Fe-Ni合金薄板满足本发明规定的条件，该条件包括｛111｝、｛100｝、｛311｝、｛331｝、｛210｝和｛211｝各晶面聚集度、平均奥氏体结晶粒度Dav、奥氏体结晶粒混粒度Dmax/Dmin、维氏硬度Hv和[10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50]条件。所有这些Fe-Ni合金薄板都具有极好的压制成形性而无局部彩色相位移。
材料No.14～No.17的Fe-Ni-Co合金薄板也满足本发明规定的条件。所有这些Fe-Ni-Co合金薄板都具有极好的压制成形性而无局部彩色相位移。
材料No.13和No.14在蚀刻前进行压制成形前的退火。即使在该处理下，这些合金薄板也获得了荫罩的最佳功能。
所有这些材料No.1～No.17的合金薄板与那些将在以下叙述的对比材料相比较，显然都具有更优良的特性。
对比材料No.18的合金薄板含有大于本发明上限0.2wt.%的Si。对比材料No.20含有大于本发明上限0.003wt.%的N。两种合金薄板在压制成形期间都出现了与模具的适配问题。
对比材料No.19的合金薄板含有大于本发明上限0.004wt.%的O。对比材料No.23的合金薄板含有大于本发明上限0.05wt.%的Sb。两种合金薄板的平均奥氏体结晶粒度都低于本发明的下限10.5μm，在压制成形时形状固定能力很差并在薄板表面上产生裂纹。
对比材料No.19的合金薄板的奥氏体结晶粒的混合粒度Dmax/Dmin大于本发明上限15，所以它导致不清晰的穿孔边缘。
对比材料No.20的合金薄板含有低于本发明下限0.001wt.%的Co，所以抗腐蚀性显著地劣于本发明的实施例。
对比材料No.21的合金薄板含有大于本发明上限0.005wt.%的B，所以压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav低于本发明的下限10.5μm，形状固定能力很差并在薄板表面上产生裂纹。
材料No.21的合金薄板的奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin大于本发明上限15，所以出现了不清晰的穿孔边缘。
通过下述方法（7）（不使用热轧退火）来制取对比材料No.22的合金薄板。所使用的方法与前述未经审查的日本专利公开公报No.3-267320中所述方法相同。
（7）以92.5%压下率的第一次冷轧-在850℃再结晶退火60秒-以15%压下率的精冷轧-在530℃消除应力退火30秒。
对比材料No.22的合金薄板的｛100｝晶面聚集度超过本发明上限75%，｛110｝晶面聚集度低于本发明下限5%，奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin也超过本发明上限15。
对材料No.24的合金薄板在第一次冷轧和第二次冷轧后在950℃进行180秒再结晶退火。对比材料No.25的合金薄板在第一次冷轧和第二次冷轧后在800℃进行30秒再结晶退火。材料No.24的合金薄板压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav大于本发明上限15μm，材料No.25的合金薄板的Dav值低于本发明下限10.5μm。两种合金薄板都在压制成形时显示出很差的形状固定能力。
通过使用制取材料No.22的合金薄板的方法来制取对比材料No.26的合金薄板。该合金薄板的｛100｝晶面聚集度大于本发明上限75%，｛110｝晶面聚集度低于本发明下限5%，奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin大于本发明上限15。结果是，该合金薄板产生了不清晰的穿孔边缘。因此，即使满足本发明组成技术规格的合金薄板，如果不满足本发明有关各晶面聚集度和奥氏体结晶粒混粒度方面的条件，它也不能得到极好的压制成形性。
对比材料No.27的合金薄板的维氏硬度Hv大于本发明上限220，对比材料No.28的合金薄板的维氏硬度Hv低于本发明下限165。对比材料No.29的合金薄板的维氏硬度Hv大于本发明规定的[10×Dav+80]值。对比材料No.30的合金薄板的维氏硬度Hv低于本发明规定的[10×Dav+50]值。结果是，所有这些合金薄板的形状固定能力都很差。
通过使用制取材料No.1～No.21的合金薄板的方法（不使用热轧薄板退火）来生产对比材料No.31～No.34的合金薄板。材料No.31的合金薄板的｛110｝晶面聚集度大于本发明上限40%，奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin大于本发明上限15，所以薄板产生了不清晰的穿孔边缘。材料No.32的合金薄板的｛111｝晶面聚集度大于本发明上限14%，｛311｝晶面聚集度大于本发明上限20%，所以薄板产生了局部彩色相位移。材料No.33的合金薄板的｛211｝晶面聚集度大于本发明上限20%，所以在薄板表面上产生了裂纹。材料No.34的合金薄板的｛331｝晶面聚集度和｛210｝晶面聚集度都大于本发明上限20%，所以薄板产生了局部彩色相位移。
如上详细所述，通过制取满足本发明规定条件的合金薄板来获得具有极好压制成形性和荧光屏质量的荫罩用合金薄板，本发明规定的条件包括合金组成、压制成形前退火前合金薄板的各晶面聚集度、压制成形前退火前的平均奥氏体结晶粒度Dav、奥氏体结晶粒的混粒度Dmax/Dmin、维氏硬度Hv和[10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50]关系式。
本发明提供一种用于荫罩的合金薄板，该合金薄板在压制成形期间具有极好的形状固定能力，显示出良好的与模具的适配性，在材料上抑制裂纹产生，不出现不清晰的穿孔边缘、无彩色相位移，并具有抗腐蚀性。
即使上述本发明的合金薄板在蚀刻前进行压制成形前的退火，它们也具有良好的蚀刻性能和压制成形性。从而，如果该合金薄板的供应商提前进行压制成形前的退火，则本发明为阴极射线管制造商提供可省去压制成形前退火的额外优点。

Claims (52)

1、一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上含有以下元素：34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的0、0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的杂质；
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度(Dav)，奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比(Dmax/Dmin)为1～15，维氏硬度(Hv)为165～220，并满足以下关系式；
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50；和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
{111}晶面聚集度为  14%或更低，
{100}晶面聚集度为  5～75%，
{110}晶面聚集度为  5～40%，
{311}晶面聚集度为  20%或更低，
{331}晶面聚集度为  20%或更低，
{210}晶面聚集度为  20%或更低，和
{211}晶面聚集度为  20%或更低。
2、根据权利要求1的合金薄板，其中，所述Ni含量为35～37wt.%。
3、根据权利要求2的合金薄板，其中，所述Ni含量为35.5～36.5wt.%。
4、根据权利要求1的合金薄板，其中，所述O含量为0.0001～0.003wt.%。
5、根据权利要求1的合金薄板，其中，所述B含量为0.0002wt.%或更低。
6、根据权利要求1的合金薄板，其中，所述Si含量为0.001～0.07wt.%。
7、根据权利要求1的合金薄板，其中，所述N含量为0.0001～0.002wt.%。
8、根据权利要求1的合金薄板，其中，所述奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～10。
9、根据权利要求1的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度为8～46%。
10、一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上由以下元素组成：34～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、1wt.%或更低的Co、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O、0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（Dav），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为  14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为  5～75%，
｛110｝晶面聚集度为  5～40%，
｛311｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为  20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为  20%或更低。
11、根据权利要求10的合金薄板，其中，所述Ni含量为35～37wt.%。
12、根据权利要求11的合金薄板，其中，所述Ni含量为35.5～36.5wt.%。
13、根据权利要求10的合金薄板，其中，所述O含量为0.0001～0.003wt.%。
14、根据权利要求10的合金薄板，其中，所述B含量为0.0002%或更低。
15、根据权利要求10的合金薄板，其中，所述Si含量为0.001～0.07wt.%。
16、根据权利要求10的合金薄板，其中，所述N含量为0.0001～0.002wt.%。
17、根据权利要求10的合金薄板，其中，所述奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～10。
18、根据权利要求10的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度为8～46%。
19、一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上含有以下元素：28～38wt.%的Ni、0.07wt.%或更低的Si、1wt.%以上～7wt.%的Co、0.001wt.%或更低的B、0.003wt.%或更低的O、0.002wt.%或更低的N，其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（Dav），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为  14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为  5～75%，
｛110｝晶面聚集度为  5～40%，
｛311｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为  20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为  20%或更低。
20、根据权利要求19的合金薄板，其中，所述Ni含量为30～33wt.%。所述Co含量为3～6wt.%。
21、根据权利要求19的合金薄板，其中，所述O含量为0.0001～0.003wt.%。
22、根据权利要求19的合金薄板，其中，所述B含量为0.0002wt.%或更低。
23、根据权利要求19的合金薄板，其中，所述Si含量为0.001～0.07wt.%。
24、根据权利要求19的合金薄板，其中，所述N含量为0.0001～0.002wt.%。
25、根据权利要求19的合金薄板，其中，所述奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～10。
26、根据权利要求19的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度为8～46%。
27、一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上含有以下元素：34～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N、0.05wt.%或更低的Sb，其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（Dav），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为  14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为  5～75%，
｛110｝晶面聚集度为  5～40%，
｛311｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为  20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为  20%或更低。
28、根据权利要求27的合金薄板，其中，所述Ni含量为35.5～37wt.%。
29、根据权利要求28的合金薄板，其中，所述Ni含量为35.5～36.5wt.%。
30、根据权利要求27的合金薄板，其中，所述O含量为0.0001～0.004wt.%。
31、根据权利要求27的合金薄板，其中，所述B含量为0.001wt.%或更低。
32、根据权利要求27的合金薄板，其中，所述Si含量为0.001～0.2wt.%。
33、根据权利要求27的合金薄板，其中，所述N含量为0.0001～0.003wt.%。
34、根据权利要求27的合金薄板，其中，所述奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～10。
35、根据权利要求27的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度为8～46%。
36、一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上含有以下元素：34～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、1wt.%或更低的Co、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N，0.05wt.%或更低的Sb、其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（Dav），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为  14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为  5～75%，
｛110｝晶面聚集度为  5～40%，
｛311｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为  20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为  20%或更低。
37、根据权利要求36的合金薄板，其中，所述Ni含量为35.5～37wt.%。
38、根据权利要求37的合金薄板，其中，所述Ni含量为35.5～36.5wt.%。
39、根据权利要求36的合金薄板，其中，所述O含量为0.0001～0.004wt.%。
40、根据权利要求36的合金薄板，其中，所述B含量为0.001wt.%或更低。
41、根据权利要求36的合金薄板，其中，所述Si含量为0.001～0.2wt.%。
42、根据权利要求36的合金薄板，其中，所述N含量为0.0001～0.003wt.%。
43、根据权利要求36的合金薄板，其中，所述奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～10。
44、根据权利要求36的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度为8～46%。
45、一种用于制造荫罩的合金薄板，该合金薄板基本上含有以下元素：28～38wt.%的Ni、0.01～3wt.%的Cr、1wt.%以上～7wt.%的Co、0.2wt.%或更低的Si、0.005wt.%或更低的B、0.004wt.%或更低的O、0.003wt.%或更低的N、0.05wt.%或更低的Sb、其余是Fe和不可避免的杂质;
所述压制成形前退火前的合金薄板具有10.5～15.0μm的平均奥氏体结晶粒度（Dav），奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～15，维氏硬度（Hv）为165～220，并满足以下关系式：
10×Dav+80≥Hv≥10×Dav+50;和
所述合金薄板在其表面上具有以下各晶面聚集度：
｛111｝晶面聚集度为  14%或更低，
｛100｝晶面聚集度为  5～75%，
｛110｝晶面聚集度为  5～40%，
｛311｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛331｝晶面聚集度为  20%或更低，
｛210｝晶面聚集度为  20%或更低，和
｛211｝晶面聚集度为  20%或更低。
46、根据权利要求45的合金薄板，其中，所述Ni含量为30～33wt.%，所述Co含量为3～6wt.%。
47、根据权利要求45的合金薄板，其中，所述O含量为0.0001～0.004wt.%。
48、根据权利要求45的合金薄板，其中，所述B含量为0.001wt.%或更低。
49、根据权利要求45的合金薄板，其中，所述Si含量为0.001～0.2wt.%。
50、根据权利要求45的合金薄板，其中，所述N含量为0.0001～0.003wt.%。
51、根据权利要求45的合金薄板，其中，所述奥氏体结晶的最大粒度与最小粒度之比（Dmax/Dmin）为1～10。
52、根据权利要求45的合金薄板，其中，所述｛100｝晶面的聚集度为8～46%。
CN 94103320 1993-05-28 1994-03-18 用于荫罩的合金薄板 Expired - Fee Related CN1035890C (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP151351/93 1993-05-28
JP5151351A JPH06158229A (ja) 1992-09-24 1993-05-28 プレス成形性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板およびＦｅ−Ｎｉ−Ｃｏ系合金薄板
JP218713/93 1993-09-02
JP21871393A JP3326897B2 (ja) 1993-09-02 1993-09-02 シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1096330A true CN1096330A (zh) 1994-12-14
CN1035890C CN1035890C (zh) 1997-09-17

Family

ID=26480630

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN 94103320 Expired - Fee Related CN1035890C (zh) 1993-05-28 1994-03-18 用于荫罩的合金薄板

Country Status (4)

Country Link
EP (1) EP0626461B1 (zh)
KR (1) KR970003641B1 (zh)
CN (1) CN1035890C (zh)
DE (1) DE69425189T2 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114807765A (zh) * 2022-05-05 2022-07-29 东南大学 一种高强度低膨胀系数的因瓦合金及其制备方法

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100259300B1 (en) * 1998-04-16 2000-06-15 Lg Electronics Inc Shadow mask for color cathode ray tube
KR100259299B1 (en) * 1998-04-21 2000-06-15 Lg Electronics Inc Shadow mask of color cathode ray tube and method for fabricating the same
JP2000017394A (ja) * 1998-04-30 2000-01-18 Dainippon Printing Co Ltd カラ―ブラウン管用シャドウマスク
JP2002038239A (ja) * 2000-07-24 2002-02-06 Yamaha Metanikusu Kk 磁気歪制御型合金板及びこれを用いたカラーブラウン管用部品並びに磁気歪制御型合金板の製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5127965A (en) * 1990-07-17 1992-07-07 Nkk Corporation Fe-ni alloy sheet for shadow mask and method for manufacturing same
JP2596210B2 (ja) * 1990-10-31 1997-04-02 日本鋼管株式会社 焼鈍時の密着焼付き防止法、ガス放散性に優れたシャドウマスク用Ｆｅ―Ｎｉ合金およびその製造法
EP0561120B1 (en) * 1992-01-24 1996-06-12 Nkk Corporation Thin Fe-Ni alloy sheet for shadow mask and method for manufacturing thereof
US5308723A (en) * 1992-01-24 1994-05-03 Nkk Corporation Thin metallic sheet for shadow mask

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114807765A (zh) * 2022-05-05 2022-07-29 东南大学 一种高强度低膨胀系数的因瓦合金及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP0626461B1 (en) 2000-07-12
DE69425189T2 (de) 2001-03-22
EP0626461A1 (en) 1994-11-30
CN1035890C (zh) 1997-09-17
DE69425189D1 (de) 2000-08-17
KR970003641B1 (ko) 1997-03-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1099468C (zh) 高硅钢的制造方法和硅钢
CN1220842C (zh) 耐水蒸汽氧化性优良的奥氏体系不锈钢管及其制造方法
CN1138014C (zh) 铁损低而且磁通密度高的无取向性电磁钢板及其制造方法
CN1296508C (zh) 易切削工具钢
CN1128239C (zh) 高磁通密度取向电工钢板的制造方法
CN1250756C (zh) 具有良好弯曲特性的高强度铜合金及其制造方法,及使用该铜合金的接线端连接器
CN1078270A (zh) 磁性能优良的无取向电工钢板及其制法
CN1308143A (zh) 适合小型铁心的电工钢板及其制造方法
CN1010856B (zh) 高强度和高延伸率及低各向异性的双结构铬不锈钢带的生产方法
CN1011987B (zh) 具有高强度和高延伸率及低程度各向不同性的双组织铬不锈钢带的生产方法
CN1094523C (zh) 磁性优良的电工钢板及其制造方法
CN1108393C (zh) 荫罩用不锈钢板及其制造方法和荫罩
CN1183269C (zh) 无取向电工钢板及其制造方法
CN1445379A (zh) 机加工性能优异的热加工工具钢及其制备方法
CN1247809C (zh) 耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其制造方法
CN1285740C (zh) 晶粒取向电磁钢板的制造方法
CN1052702A (zh) 高磁导率耐磨合金
CN1934280A (zh) 具有高强度和烘焙硬化性的冷轧钢板和热浸钢板及其制备方法
CN1643175A (zh) 在薄膜粘附性方面极优越的晶粒取向性电工硅钢片及其制造方法
CN100336930C (zh) 容器用的薄钢板及其生产方法
CN1037984C (zh) 用于荫罩的合金薄板及其制造方法
CN1035890C (zh) 用于荫罩的合金薄板
CN1803389A (zh) 无方向性电磁钢板的制造方法和原料热轧钢板
CN1078911C (zh) 双层盘管用钢板及其制造方法
CN1039544C (zh) 合金薄板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C06 Publication
PB01 Publication
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: JFE STEEL CORP.

Free format text: FORMER OWNER: JIEFUYI EN INEERIN STOCK CO., LTD.

Effective date: 20040702

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
C56 Change in the name or address of the patentee

Owner name: JIEFUYI EN INEERIN STOCK CO., LTD.

Free format text: FORMER NAME OR ADDRESS: NKK CORP.

CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: JFE Engineering Corp.

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: NKK Corp.

TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20040702

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: JFE STEEL Corp.

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Jfe Engineering Corp.

C19 Lapse of patent right due to non-payment of the annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee